Пространственно-временные закономерности локализованной пластической деформации объемных металлических стекол тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Селезнев, Михаил Николаевич

• Селезнев, Михаил Николаевич
• кандидат наук
• 2017

Оглавление диссертации кандидат наук Селезнев, Михаил Николаевич

Оглавление

ВВЕДЕНИЕ

1 ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 История вопроса

1.2 Структурные и механические свойства металлических стекол

1.3 Методы исследования локализованной деформации металлических стекол

1.3.1 Механические испытания

1.3.2 Трещинообразование и разрушение

1.3.3 Электронная микроскопия

1.3.4 Высокоскоростная видеосъемка и тензометрия

1.3.5 Термография

1.3.6 Метод акустической эмиссии

1.4 Концепции и модели, применяемые к описанию локализованной пластической деформации объемных металлических стекол

1.4.1 Структурная релаксация

1.4.2 Концепция гранулированного материала

1.4.3 Дислокационный механизм

1.4.4 Теория свободного объема

1.4.5 Концепция зон сдвиговой трансформации и теория перколяций

1.4.6 Модель жидких ядер и ЛЯОЬ

1.4.7 Степенное распределение и модель среднего поля

1.4.8 Двухстадийная и перколяционная модели

1.5 Выводы по I главе и постановка задач

2 МАТЕРИАЛЫ, ОБОРУДОВАНИЕ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1 Изготовление образцов и пробоподготовка

2.1.1 Изготовление отливки

2.1.2 Проверка и контроль свойств сплава

2.1.3 Подготовка образцов

2.2 Используемое оборудование

2.2.1 Микро-испытательная приставка сжатия-растяжения-изгиба

2.2.2 Оборудование для видеозаписи

2.2.3 Микроскопическая система наблюдения

2.2.4 Многоканальный модуль сбора информации акустической эмиссии (АЭ)

2.2.5 Универсальный испытательный стенд и алгоритм проведения испытаний

2.3 Метод корреляции цифровых изображений применительно к ПС

3 ИССЛЕДОВАНИЕ УПРУГИХ ПОЛЕЙ ПОЛОС СДВИГА В ОБЪЕМНОМ МЕТАЛЛИЧЕСКОМ СТЕКЛЕ

3.1 Подбор оптимальных параметров КЦИ

3.2 Измерение планарных полей смещения ПС методом КЦИ

3.3 Измерение стереометрии ПС с помощью микроскопии и интерферометрии

3.4 Моделирование упругого сдвига в МС макродислокацией

3.5 Сравнение экспериментальных и теоретических данных

3.6 Применение дислокационного подхода к описанию дилатации в ПС

3.7 Выводы по 3 главе

4 ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ ЛОКАЛИЗОВАННОЙ ДЕФОРМАЦИИ В ОБЪЕМНОМ МЕТАЛЛИЧЕСКОМ СТЕКЛЕ

4.1 Исследование кинетики полос сдвига с максимально возможным оптическим разрешением

4.2 Исследование морфологии полос сдвига после высокоскоростной видеосъемки

4.3 Исследование кинетики полос сдвига с максимально возможным временным разрешением

4.4 Применение дислокационного подхода к описанию кинетики сдвигообразования

4.5 Выводы по 4 главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

ВЫВОДЫ

БЛАГОДАРНОСТИ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ПРИЛОЖЕНИЕ 1

ПРИЛОЖЕНИЕ 2

ПРИЛОЖЕНИЕ 3

ПРИЛОЖЕНИЕ 4

ПРИЛОЖЕНИЕ 5

ПРИЛОЖЕНИЕ 6

ПРИЛОЖЕНИЕ 7

ПРИЛОЖЕНИЕ 8

ПРИЛОЖЕНИЕ 9

ПРИЛОЖЕНИЕ 10

ПРИЛОЖЕНИЕ 11

ПРИЛОЖЕНИЕ 12

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Пространственно-временные закономерности локализованной пластической деформации объемных металлических стекол»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы

Металлическое стекло (МС) - один из наиболее «молодых», быстроразвивающихся и перспективных материалов. Представляя из себя, по сути, замороженную жидкость, МС обладает изотропной аморфной структурой, обладающей высокой коррозионной стойкостью, биосовместимостью [1], прочностью [2], твердостью, износостойкостью [3], формуемостью и магнитной мягкостью [4]. В то же время наличие преимущественно металлических связей, обладающих куда большей гибкостью, чем ковалентные, обуславливает некоторую пластичность материала, сравнимую с пластичностью высокопрочных сталей [5]. При этом, отношение предела упругости к модулю Юнга, т.е. способность аккумулировать упругую энергию очень высоко и сравнимо с полимерами [6]. Такое сочетание свойств делает МС чрезвычайно интересным материалом как для фундаментальных исследований, так и для прикладной науки и производства.

Сравнительно недавняя разработка легко-стеклующихся сплавов и технологии литья под давлением позволила получать прецизионные тонкостенные отливки для массовых изделий (корпуса наручных часов, мобильных телефонов, посуда и т.д.) [7]. Сегодня аморфные сплавы готовы к применению либо уже успешно применяются в следующих отраслях [8]:

• военная промышленность - корпуса снарядов, ракет и приборов, предохранители, композитная броня [9];

• аэрокосмическая промышленность - детали самолетов и космических кораблей [9];

• машиностроение - покрытия деталей, сердечники трансформаторов [4];

• микроэлектроника - тонкостенные оболочки, микроэлектромеханические системы (МЭМС) [10];

• оптоэлектронная, магнитная и электронная техника [11]

• медицина - зубные протезы, биосовместимые имплантаты [1], режущий инструмент [12];

• ювелирное дело - высокопрочные износостойкие сплавы драгоценных металлов [13-16];

• спорт - спортивный инвентарь [17];

• и т.д. [4].

Одним из главных недостатков, сдерживающих применение МС является сильная локализация деформации при комнатной температуре. Носителем деформации в данном случае являются т.н. полосы сдвига (ПС) - планарный дефект, толщина которого составляет порядка

10-100 нм [18]. Такая сверхлокализация дестабилизирует пластическое течение материала и провоцирует раннее развитие микротрещин в полосах сдвига [19], что приводит к падению вязкости, пластичности и, в конечном счете, к преждевременному хрупкому разрушению. Любая успешная попытка улучшения прочностных качеств МС так или иначе приводит к изменению формирования и роста ПС, будь то подбор химического состава [20], микролегирование [21], геометрическая локализация деформации [22] или повышение гомогенности аморфной структуры [23]. Все вышеперечисленные методы приводят к более плотному ветвлению и взаимному пересечению укороченных ПС, препятствуя формированию магистральной полосы.

Таким образом, сдвигообразование в МС - ключевой механизм, изменение которого неразрывно связано с изменением механических свойств. Именно поэтому изучение полос сдвига и закономерностей их развития является актуальной задачей, которой с момента первого упоминания в литературе занимаются уже почти 50 лет как отечественные, так и зарубежные ученые (Хоник В.А., Виноградов А.Ю., Глезер А.М., Кетов С.В., Лузгин Д.В., Табачникова Е.Д., Масумото Т., Инуэ А., Аргон А.С., Гилман Д.Д.., Спаепен Ф., Пампилло С.А., Чен Х.С., Лими Х.Д., Грир А.Л., Маасс Р., Райт В.Д., Дамен К.А., Сонг С.Х., Вильде Г., Клаумюнцер Д., Хуфнагель Т.С. и многие другие). Однако, несмотря на всеобщий интерес к МС и локализации деформации в них, ясного понимания механизма ПС в аморфных сплавах до сих пор нет.

Исследования ПС можно условно разделить на два основных типа:

• «статические» - изучение структуры, свойств и особенностей уже сформированных ПС (ex-situ).

• «динамические», т.е. изучение механизма и кинетики зарождения, роста и эволюции полос в реальном времени (т^Ш);

Статические методы применяются до образования ПС для анализа аморфной структуры и после деформации - для исследования ПС. К ним относятся различные техники электронной микроскопии (в т.ч. просвечивающая высокого разрешения [24]), рентгеновская дифракция [25], дифференциальная сканирующая калориметрия (ДСК) [26], атомно-силовая микроскопия (АСМ) [27]. Методом нано-индентирования было обнаружено падение твердости и упругости вдоль ПС (Маасс и др.), что говорит о наличии неких полей напряжения, однако тип и протяженность этих полей еще не исследованы [28].

Наличие и тип упругих полей у ПС является принципиально важным вопросом, т.к. напрямую влияет на характер взаимодействия ПС между собой, а, значит, и на морфологию ветвления, что в конечном счете управляет деформацией, пластичностью и разрушением МС. Согласно дислокационной гипотезе (Гилман [29], Эдвартс [30] и др.), ПС обладают

дальнодействующими полями напряжения дислокаций общего вида (т.е. дислокаций Вольтерра [31]) и деформация МС описывается в рамках дислокационного подхода. Однако, в настоящее время, более популярной является теория среднего поля (ТСП, Дамен и соавторы [32]), а также рассмотрение ПС как совокупности наноразмерных зон сдвиговой трансформации (ЗСТ) -точечных дефектов, не обладающих дальнодействующими упругими полями. Пластичность МС в этом случае обусловлена созданием и аннигиляцией свободного объема в ПС, возникающих в результате перколяции ЗСТ. Недостаток такого подхода обусловлен отсутствием механизма упрочнения МС, которое, тем не менее, экспериментально получено рядом исследователей (Дас [23], Ванг [22], Деметриу [20] и др.). Исследование упругих полей ПС и подтверждение/опровержение дислокационной гипотезы является первой целью данной работы.

Динамические методы исследования производятся непосредственно в процессе механического нагружения (растяжение, сжатие, изгиб и т.д.) - это, например, тензометрия, термография [33], метод акустической эмиссии (АЭ) [34], регистрация фото- [35] и электронных изображений [36]. Динамическими методами исследования наблюдалось, по крайней мере, три характерных типа эволюции ПС:

1) «мгновенное» (в течение одного видеокадра) появление ПС при котором регистрируется мощный импульс акустической эмиссии (АЭ) длительностью менее 100 микросекунд [37];

2) относительно медленное скольжение в ПС со скоростью ~ 4 мм/с, ответственное за сброс нагрузки и не сопровождающееся АЭ [35,38];

3) относительно быстрое разрушение со скоростью не менее 170 м/с в объемном образце [38] и ~2000 м/с в ленте [39].

Вышеперечисленные факты хотя и не образуют пока целостной картины, но свидетельствуют о том, что кинетика ПС не монотонна. К настоящему времени т^Ш наблюдений деформации металлических стекол относительно мало и кинетика ПС по-прежнему остается открытым вопросом. Например, изучение кинетики ПС при помощи устройств высокоскоростной регистрации изображений, насколько нам известно, представлено в современной литературе лишь тремя работами [35,38,40], основные результаты которых представлены выше. При этом достигается либо высокое разрешение во времени (высокоскоростная съемка), либо высокое пространственное разрешение (СЭМ) [36].

Динамические методы исследования, основанные на измерении нагрузки и перемещения важны для изучения кинетики ПС, однако сильно зависят от жесткости и инерционности испытательной механической системы [41]. Напротив, оптические методы измерения свободны от этих недостатков и, если разрешение во времени и пространстве достаточно высоко, существует возможность выявить кинетику ПС.

Как и по вопросу дальнодействующих полей напряжения ПС, по вопросу скорости возникновения ПС также существует две противоположных гипотезы. Согласно вышеописанной концепции ЗСТ, ПС возникает практически мгновенно в результате перколяции ЗСТ [42]. Согласно другой гипотезе, скорость возникновения ПС не может быть бесконечной и ограничена скоростью звука [43], таким образом ПС возникает по механизму распространяющегося фронта сдвига. Скорость ПС является ключевым параметром в оценках локального нагрева, а значит и размягчения при локализованной деформации в МС [44]. Кроме того, вопрос скорости ПС связан с вопросом о наличии дальнодействующих полей напряжения ПС. Так, в случае правдоподобности дислокационной гипотезы, скорость ПС должна, с одной стороны быть не менее 1-10 м/с для испускания импульса АЭ [45], с другой стороны должна иметь ограниченную скорость в силу инертности (массы) дислокации [46]. Таким образом, измерение скорости ПС является второй целью данной работы, которая логически связана с первой.

Цель работы - Экспериментальное выявление статических (упругое поле) и динамических (скорость роста) характеристик полос сдвига в металлическом стекле

В диссертационной работе были поставлены и решены следующие исследовательские задачи:

1. Анализ литературных источников и разработка методов достижения цели.

2. Создание экспериментальной установки, позволяющей проводить высокоскоростную микроскопическую видеосъемку механических испытаний и регистрировать события локализованной деформации (ПС, двойник, трещина).

3. Изготовление и подготовка образцов МС, их механическое испытание с регистрацией видеоданных.

4. Экспериментальное измерение полей абсолютной деформации в вершине ПС и их дислокационная интерпретация.

5. Оценка свободного объема в ПС на основе дислокационной интерпретации.

6. Экспериментальное измерение скорости роста ПС.

Объектом исследования являлись образцы МС на основе палладия. Предмет исследования - локализованная пластическая деформация МС, представленная полосами сдвига.

Использованные методы исследования: дифференциальная сканирующая калориметрия, рентгеновская дифрактометрия, энерго-дисперсионная спектрометрия, высокоскоростная видеосъемка, метод акустической эмиссии, механические испытания (сжатие, изгиб),

электронная и оптическая микроскопия, сканирующая интерферометрия, цифровая корреляция изображений, программирование.

Рабочая гипотеза: полосы сдвига в металлическом стекле являются дефектами дислокационного типа.

Научная новизна.

• Впервые для синхронизации записи видеокамеры с событием локализованной деформации использован сигнал АЭ, испускаемый самим событием.

• Впервые экспериментально доказано, что упругое поле в вершине ПС в МС количественно совпадает с модельным полем макро-дислокации.

• Впервые теоретически обосновано, что возникновение избыточного свободного объема в ПС может быть объяснено в рамках дислокационного подхода.

• Впервые экспериментально доказано, что ПС в МС формируется по механизму распространяющегося фронта сдвига, а не мгновенно, по механизму перколяции. Показано, что кинетика фронта сдвига обнаруживает быстрое (<30 мкс) нарастание скорости фронта от нуля до некоего максимального значения (>5 м/с), а затем медленное (~300 мкс) затухание по степенному закону, феноменологически представимому как ~ ¡п (п ~ -2).

Практическая значимость работы.

• Разработанная методика высокоскоростной видео-регистрации по сигналу АЭ является универсальной и может быть применена для исследования кинетики структурных изменений в твердых материалах, которые сильно локализованы в пространстве и времени и момент возникновения которых носит вероятностный характер (дислокационное скольжение, трещинообразование, двойникование, фазовые превращения и т.д.).

• Установка высокоскоростной микроскопической видеорегистрации механических испытаний материалов с использованием сигнала АЭ в качестве триггера внедрена в НИО-2 Тольяттинского государственного университета при выполнении проектов по указанным далее научным программам и темам. Получен патент РФ на полезную модель №155260, 2015.

• Полученные результаты измерений и интерпретаций могут быть полезны к описанию локализованной деформации как аморфных металлов, так и других упругих твердых тел в силу универсальности предложенного подхода.

Положения, выносимые на защиту:

1. Установка высокоскоростной микроскопической видеосъемки механических испытаний с синхронизацией видеозаписи и события локализованной деформации по сигналу АЭ, испускаемому событием.

2. Результаты экспериментального измерения деформационных полей в вершине ПС, образованных в процессе механического сжатия, методом цифровой корреляции изображений.

3. Результаты дислокационной интерпретации измеренных полей деформации ПС.

4. Интерпретация формирования свободного объема в ПС на основе дислокационного подхода.

5. Результаты экспериментального измерения скорости распространения ПС методом высокоскоростной видеосъемки.

Связь работы с научными программами и темами:

Работа выполнена в Тольяттинском государственном университете на научно-исследовательской базе НИИ «Прогрессивные технологии» при финансовой поддержке:

• Российского Фонда Фундаментальных Исследований (РФФИ) в рамках гранта № 13-08-00259-а

• Министерства Образования и Науки РФ (11.G34.31.0031)

• Инвестиционного Фонда Самарской области (31.13.71).

• Российского научного фонда (РНФ) в рамках гранта № 15- 19-30025.

Часть работы выполнена в Вестфальском университете имени Вильгельма (Мюнстер, Германия) при финансовой поддержке совместного гранта Германской службы академических обменов (DAAD) и Министерства Образования и Науки РФ в рамках программы «Михаил Ломоносов III» (проект №3723).

Достоверность полученных результатов обоснована корректностью поставленных задач, использованием апробированных экспериментальных методов и совпадением результатов, полученных экспериментально с данными теоретического моделирования.

Апробация работы: основные результаты работы докладывались и обсуждались на международных и всероссийских конференциях: VI Международной школе «Физическое материаловедение» (Тольятти, 2013); XV, XVI и XVII Международных научно-технических уральских школах-семинарах металловедов-молодых ученых (Екатеринбург, 2014, 2015, 2016); X Всероссийской школе-конференции молодых ученых «КоМУ» (Ижевск, 2013), XIX

Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, 2015), The international conference "Advanced Materials Week-2015" (Международная конференция «Неделя перспективных материалов 2015», Тольятти, Санкт-Петербург, 2015), DPG-Fruhjahrstagungen (Весенняя конференция немецкого научного сообщества, Регенсбург, Германия, 2016).

Публикации:

Результаты диссертации опубликованы в 12 работах из них 5 в рецензируемых изданиях, рекомендованных ВАК РФ, в том числе 3 входящих в систему цитирования WoS и Scopus. Получен 1 патент РФ.

Личный вклад автора:

Личный вклад автора состоит в анализе литературных источников и состояния проблемы, постановке целей и задач исследования совместно с научным руководителем, изготовлению (частично) и подготовке образцов. Проектирование и изготовление экспериментальной установки и оснастки было произведено совместно с коллегами. Проведение экспериментальных исследований и обработка полученных результатов выполнены автором. Также, лично автором были представлены результаты проведенных испытаний и исследований в форме устных докладов на региональных и международных конференциях. Обсуждение и интерпретация результатов проводились автором совместно с научным руководителем и соавторами публикаций.

Структура и объем диссертации: диссертация изложена на 152 страницах машинописного текста, включает 77 рисунков и 5 таблиц. Диссертационная работа состоит из введения, 4 глав, заключения и списка литературы, содержащего 185 наименований.

1 ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

«...то, что однажды было названо «дурацкими сплавами Дювеза» доказывает, что является нечто совершенно другим...»

(С. А. РашрШв, 1975 [47]) 1.1 История вопроса

Металлическое стекло (МС) - аморфное твердое вещество, полученное закалкой из расплава, не имеющее кристаллической решетки и связанного с ней дальнего порядка, с преимущественно металлической связью между атомами. Первое свидетельство о получении МС было опубликовано 1960 году калифорнийскими исследователями Клементом, Вилленсом и Дювезом [48]. На разработанной авторами установке закалки расплава на вращающемся медном цилиндре было проведено множество экспериментов [49]. Один из исследуемых составов -Аи758125 - обнаружил аморфную структуру Доказательством аморфной структуры служит рентгеновская дифрактограмма, не имеющая характерных для кристаллического тела пиков интенсивности (рисунок 1.1а). Дифрактография аморфных сплавов была известна и ранее [50], однако сплавы эти включали лишь полуметаллы (например АвБе). Связи в таких сплавах были преимущественно ковалентные, а потому МС они именоваться не могли. Самым надежным и распространенным методом проверки степени кристалличности материала является метод электронной дифракции. Типичная электронная дифрактограмма (ЭД) аморфного сплава представлена на рисунке 1.1 б - центральный максимум и равномерное гало.

ь т с о н в и с н е т н

К

(а)

I 1 1 1111 \_ I

010

0-20 С-30

81а е/я

0-40

Рисунок 1.1 - Дифракция на аморфном материале. (а) рентгеновская дифрактограмма аморфного сплава Ли758125 - первое известное свидетельство получения аморфного сплава на основе металла [48]. (б) электронная дифрактограмма аморфного сплава Pd80Si20 -точечные максимумы интенсивности принадлежат нанокристаллам с размерами не более 3 нм [51]

Первый сплав МС Au75Si25 был нестабилен и уже через сутки обнаруживал нанокристаллические образования. Кроме того, методика закалки в 60-е была еще далека от

совершенства, и не позволяла получать достаточно большие и одинаковые по форме образцы. Измерять какие-либо механические свойства такого материала было крайне затруднительно. К 70-м методика закалки была усовершенствована и появился достаточно стабильный сплав Pd80Si20 с некоторыми вариациями по составу. Появилась возможность механического исследования МС, получаемых скоростной прокаткой между двумя вращающимися цилиндрами. Сплавы должны были быть охлаждается очень быстро, чтобы избежать кристаллизации (106 К/с), что ограничивало возможные формы изделий (проволоки, ленты, фольги толщиной до 100 мкм).

Первыми провели механические испытания лент Pd80Si20 на растяжение Чен и Ванг в 1970 г. [52]. Обнаруженные свойства данного сплава являются характерными для всех МС:

• Модуль Юнга Е сплава Pd80Si20 составляет 48 ГПа, что существенно меньше кристаллического аналога (114 ГПа).

• Временное сопротивление разрыву (предел прочности) Ов ~ 1 ГПа, что составляет 1/50 Е и близко к теоретическому значению (минимальная сдвиговая теоретическая прочность твердого тела при растяжении составляет порядка ~1/10 Е).

• Необратимая пластическая деформация при данном напряжении в МС гораздо меньше, чем в кристаллическом аналоге.

Существенное дополнение в исследование механических свойств сплава Pd80Si20 внесли Масумото и Маддин годом позже [51]. Испытания на растяжение были проведены в широком диапазоне температур и скоростей деформации. Механические исследования показали, что:

• - Величины предела текучести От = 850 МПа и предела прочности Ов = 1,33 ГПа оказались на порядок выше величин кристаллического аналога. При этом, как и в предыдущем исследовании, величины близки к теоретическому пределу прочности. Модуль Юнга Е = 68 ГПа, наоборот, ниже кристаллического аналога (107 ГПа) примерно в два раза.

• Материал демонстрирует хрупкое поведение с относительным удлинением 8 = 0,1%.

• Временное сопротивление разрыву не зависит от объема образца.

Дополнительно исследовалась морфология поверхности оптическим и электронным методами. По-видимому, данная работа впервые упоминает о полосах сдвига, хотя обозначались они не данным термином, а словами «трещины», «отметины», «линии». Полосы были обнаружены на поверхности ленты МС после изгиба (рисунок 1.2а). Была обнаружена прямая зависимость между количеством полос и степенью деформации. Оптическая интерференция на полосах претерпевает разрыв, что свидетельствует о перепадах высот между «ступеньками» до 200 нм (рисунок 1.2б). По электронным изображениям реплик поверхности была дана оценка толщины полос - 20 нм.

Рисунок 1.2 - Первое известное свидетельство полос сдвига в металлическом стекле. (а) оптическая фотография поверхности ленты из сплава Pds0Si20 после изгиба на радиус 0,5 мм. (б)

оптическая интерференция (увеличение х200) [51]

Впервые исследовав полосы сдвига (ПС) в МС, Масумото и Маддин говорят о них, как о трещинах [51]. При этом они убедились в их стабильности, наличии в них пластического течения и морфологии сдвига. Судя по всему, хрупкое поведение сплава и фрактография, схожая с таковой для обычных стекол, существенно повлияли на их восприятие данного феномена. Лими, Чен и Ванг сумели показать ошибочность такого подхода, охарактеризовав основные особенности ПС в МС [53]:

• Носителями пластической деформации МС при низких гомологических температурах являются ПС. В силу чрезвычайно малой толщины, удельная деформация в ПС перед разрушением может доходить до 40%. Аналогично кристаллическим телам, ПС в МС формируются в плоскостях максимальных касательных напряжений (~45°), причем семейств плоскостей может быть несколько (рисунок 1.3а).

• Фрактография обнаруживает две основные области, соответствующие двум этапам деформации (рисунок 1.4). Скольжение по ПС дает гладкую поверхность (рисунок 1.3а). Дальнейший отрыв дает характерный рисунок, названный Лими и соавт. «венной структурой» (vein pattern) (рисунок 1.3 б), причем рисунок противоположных плоскостей отрыва совпадает. Таким образом, механизм деформации МС при низких гомологических температурах можно разделить на две стадии: стадия скольжения / пластического течения по ПС и стадия отрыва (рисунок 1.4б).

Предложенные авторами механизмы деформации в зависимости от степени внутренней релаксации напряжений представлены на рисунке 1.4. В общем случае, степень эта зависима от многих факторов: температура, скорость деформации, тип химических связей и т.д. В случае полного отсутствия релаксации реализуется абсолютно хрупкий механизм, характерный,

например, для керамики. По превышению предела прочности в плоскости максимальных касательных напряжений зарождается сдвиговая трещина и проходит через весь образец (рисунок 1.4а) Рассматривая лишь одну из поверхностей разрыва легко спутать такой механизм с характерным для МС (рисунок 1.4б). Фрактография схожа и в обоих случаях состоит из гладкой зоны и зоны отрыва.

(а) (б) ШшК

Ш1 ) ВО 11 , 10ц

Рисунок 1.3 - До и после разрушения металлического стекла. Первичные и вторичные полосы сдвига на поверхности изогнутой ленты МС Pd82Sil8 (а) и фрактография зоны отрыва с

типичной венной структурой (б) [53]

Если же релаксация успевает происходить полностью, то фактически это означает отсутствие упрочнения. Фаза пластического течения, реализуемого сдвигом, будет продолжаться до тех пор, пока в результате растяжения обе части образца не потеряют контакта между собой (рисунок 1.4в). Такой механизм характерен для пластичных металлов при высоких температурах. Наконец, ограниченная релаксация напряжений дает промежуточный механизм (рисунок 1.4б). Сначала происходит пластический сдвиг, производимый в МС полосами сдвига (рисунок 1.3 а). По исчерпании возможности релаксации, происходит отрыв с морфологией поверхности типа «венная структура» (рисунок 1.4б).

(а)

(б)

1

Л

/

г/

г 1

±

у

т

/

т

/1

(в)

х

X

и—

2 2.5е

Рисунок 1.4 - Механизмы деформации при растяжении ленточных образцов в зависимости от

степени релаксации напряжений. (а) сдвиговая трещина (релаксация отсутствует), (б) пластический сдвиг и отрыв (ограниченная релаксация), (в) переменный пластический сдвиг

(неограниченная релаксация) [53]

Фрактография поверхности излома типа «венной структуры» обнаруживает явные следы жидкостного течения: капли, перемычки, «усы» в тройных стыках, точное совпадение гребней «вен» на противоположных поверхностях излома. На основании этих наблюдений авторы делают вывод о сильном нагреве в ПС при отрыве. Было отмечено, что для значительного локального нагрева (вплоть до оплавления), он должен быть ограничен тонкой ПС и процесс должен быть близок к адиабатическому, т.е. без обмена теплом с окружающей ПС матрицей.

Попытка описать механизм сдвигообразования в МС вышеуказанным способом (рисунок 1.4б) феноменологически верна. Однако, был сделан вывод о существенном деформационном упрочнении, что является скорее исключением из правил при деформации МС.

Полк и Турнбулл в 1972 г исследуют деформацию эвтектики Ли-Ое-Б1 [54]. На основании полученных данных и данных предыдущих работ по теме, авторы рассматривают течение сплавов в зависимости от структуры, температуры и скорости деформации (последние две эквивалентны по влиянию):

• Существует некое критическое значение скорости деформации Ккр.

• Ниже ¥кр течение однородное, ньютоновское.

• Превышение ¥кр вызывает структурное разупорядочение (например, увеличения свободного объема) и как следствие падение вязкости. Течение неньютоновское и локализованное.

• Механизм структурного разупрочнения может быть ответственным за неоднородность пластической деформации (в оригинале «nonhomogeneous flow»).

Стоит заметить, что последний пункт, являющийся выводом данной работы, может иметь противоположный смысл, в зависимости от трактования:

• Структурное разупорядочение ответственно за локализацию пластической деформации. Следовательно, ПС возникают вследствие предварительного структурного разупорядочения, например, увеличения свободного объема. Разупорядочение является причиной ПС.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Селезнев, Михаил Николаевич, 2017 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Schroers J. Bulk metallic glasses for biomedical applications / J. Schroers [et al.] // JOM. 2009. Vol. 61, № 9. P. 21-29.

2. Liu Z. Q. Strengthening and toughening metallic glasses: The elastic perspectives and opportunities / Z. Q. Liu, Z. F. Zhang // J. Appl. Phys. 2014. Vol. 115, № 16. P. 163505.

3. Tao P. Enhanced wear resistance in Zr-based bulk metallic glasses by hydrogen / P. Tao [et al.] // Int. J. Hydrogen Energy. Elsevier Ltd, 2013. Vol. 38, № 21. P. 9052-9056.

4. Axinte E. Metallic glasses from "alchemy" to pure science: Present and future of design, processing and applications of glassy metals // Mater. Des. Elsevier Ltd, 2012. Vol. 35. P. 518-556.

5. Trexler M. M. Mechanical properties of bulk metallic glasses / M. M. Trexler, N. N. Thadhani // Prog. Mater. Sci. Elsevier Ltd, 2010. Vol. 55, № 8. P. 759-839.

6. Johnson W. L. Universal Criterion for Plastic Yielding of Metallic Glasses with a (T/Tg)2/3 Temperature Dependence / W. L. Johnson, K. A. Samwer // Phys. Rev. Lett. 2005. Vol. 95, № 19. P. 195501.

7. Schroers J. Thermoplastic blow molding of metals / J. Schroers [et al.] // Mater. Today. 2011. Vol. 14, № 1-2. P. 14-19.

8. Telford M. The Case for bulk metallic glass // Mater. Today. 2009. Vol. 7, № 3. P. 36-43.

9. Liquidmetal technologies [Электронный ресурс]. URL: http://liquidmetal.com/ (дата обращения: 03.11.2016)

10. Schroers J. Thermoplastic forming of bulk metallic glass—Applications for MEMS and microstructure fabrication / J. Schroers [et al.] // Mater. Sci. Eng. A. 2007. Vol. 449-451. P. 898902.

11. Diyatmika W. Thin film metallic glasses in optoelectronic, magnetic, and electronic applications: A recent update / W. Diyatmika [et al.] // Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. Elsevier Ltd, 2015. Vol. 19, № 2. P. 95-106.

12. Huang J. C. Recent progress in metallic glasses in Taiwan / J. C. Huang, J. P. Chu, J. S. C. Jang // Intermetallics. Elsevier Ltd, 2009. Vol. 17, № 12. P. 973-987.

13. Demetriou M. D. Liquid-like platinum-rich glasses / M. D. Demetriou [et al.] // Scr. Mater. Acta Materialia Inc., 2011. Vol. 65, № 9. P. 799-802.

14. Eisenbart M. On the abnormal room temperature tarnishing of an 18 karat gold bulk metallic glass alloy / M. Eisenbart [et al.] // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2013. Vol. 615, № 1. P. S118-S122.

15. Mozgovoy S. Investigation of mechanical, corrosion and optical properties of an 18 carat Au-Cu-Si-Ag-Pd bulk metallic glass / S. Mozgovoy [et al.] // Intermetallics. Elsevier Ltd, 2010. Vol. 18, № 12. P.2289-2291.

16. Schroers J. Precious bulk metallic glasses for jewelry applications / J. Schroers [et al.] // Mater. Sci. Eng. A. 2007. Vol. 449-451. P. 235-238.

17. Salimon A. I. Bulk metallic glasses: what are they good for? / A. I. Salimon [et al.] // Mater. Sci. Eng. A. 2004. Vol. 375-377. P. 385-388.

18. Pekarskaya E. In situ transmission electron microscopy studies of shear bands in a bulk metallic glass based composite / E. Pekarskaya, C. P. Kim, W. L. Johnson // J. Mater. Res. 2011. Vol. 16, № 9. P. 2513-2518.

19. Zhao Y. Evolution of shear bands into cracks in metallic glasses / Y. Zhao [et al.] // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2015. Vol. 621. P. 238-243.

20. Demetriou M. D. A damage-tolerant glass / M. D. Demetriou [et al.] // Nat. Mater. Nature Publishing Group, 2011. Vol. 10. P. 123-129.

21. Nollmann N. Impact of micro-alloying on the plasticity of Pd-based Bulk Metallic Glasses / N. Nollmann [et al.] // Scr. Mater. Acta Materialia Inc., 2015. Vol. 111. P. 119-122.

22. Wang Z. T. Densification and Strain Hardening of a Metallic Glass under Tension at Room Temperature / Z. T. Wang [et al.] // Phys. Rev. Lett. 2013. Vol. 111, № 13. P. 1-5.

23. Das J. "Work-Hardenable" Ductile Bulk Metallic Glass / J. Das [et al.] // Phys. Rev. Lett. 2005. Vol. 94, № 20. P. 205501.

24. Xu Y. Evolution of shear bands, free volume, and structure in room temperature rolled Pd40Ni40P20 bulk metallic glass / Y. Xu [et al.] // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier, 2015. Vol. 623. P.145-152.

25. Shakur Shahabi H. Mapping of residual strains around a shear band in bulk metallic glass by nanobeam X-ray diffraction / H. Shakur Shahabi [et al.] // Acta Mater. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 111. P. 187-193.

26. Mitrofanov Y. P. The impact of elastic and plastic strain on relaxation and crystallization of Pd-Ni-P-based bulk metallic glasses / Y. P. Mitrofanov [et al.] // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2015. Vol. 90. P. 318-329.

27. Bouzakher B. In situ characterization of a crack trajectory and shear bands interaction in metallic glasses / B. Bouzakher [et al.] // J. Alloys Compd. 2007. Vol. 434-435, № SPEC. ISS. P. 52-55.

28. Maaß R. Long range stress fields and cavitation along a shear band in a metallic glass: The local origin of fracture / R. Maaß [et al.] // Acta Mater. 2015. Vol. 98. P. 94-102.

29. Gilman J. J. Flow via dislocations in ideal glasses // J. Appl. Phys. 1973. Vol. 44, № 2. P. 675.

30. Edwards S. F. Dislocations in amorphous materials / S. F. Edwards, A. Mehta // J. Phys. 1989. Vol. 50, № 18. P. 2489-2503.

31. Volterra V. On the equilibrum of multiply-connected elastic bodies. 1907. Vol. 24, № 3. P. 94.

32. Dahmen K. A. A simple analytic theory for the statistics of avalanches in sheared granular

33

34

35

36

37

38

39

40

41

42

43

44

45

46

47

48

materials / K. A. Dahmen, Y. Ben-Zion, J. T. Uhl // Nat. Phys. Nature Publishing Group, 2011. Vol. 7, № 7. P. 554-557.

Yang B. In-situ thermographic observation of mechanical damage in bulk-metallic glasses during fatigue and tensile experiments / B. Yang [et al.] // Intermetallics. 2004. Vol. 12, № 10-11. P.1265-1274.

Dalla Torre F. H. Stick-slip behavior of serrated flow during inhomogeneous deformation of bulk metallic glasses / F. H. Dalla Torre [et al.] // Acta Mater. 2010. Vol. 58, № 10. P. 3742-3750. Song S. X. Capturing shear band propagation in a Zr-based metallic glass using a high-speed camera / S. X. Song, X.-L. Wang, T. G. Nieh // Scr. Mater. Acta Materialia Inc., 2010. Vol. 62, № 11. P. 847-850.

Li J. X. In situ SEM study of formation and growth of shear bands and microcracks in bulk metallic glasses / J. X. Li [et al.] // Mater. Sci. Eng. A. 2003. Vol. 354, № 1-2. P. 337-343. Klaumunzer D. Probing Shear-Band Initiation in Metallic Glasses / D. Klaumunzer [et al.] // Phys. Rev. Lett. 2011. Vol. 107, № 18. P. 185502.

Wright W. J. High-speed imaging of a bulk metallic glass during uniaxial compression / W. J. Wright, R. R. Byer, X. Gu // Appl. Phys. Lett. 2013. Vol. 102, № 24. P. 241920. Tabachnikova E. D. High speed cinematography of cracks spreading under failure of amorphous metallic alloys / E. D. Tabachnikova [et al.] // J. Phys. IV. 1997. Vol. 7, № C3. P. 307-310. Neuhauser H. Rate of shear band formation in metallic glasses // Scr. Metall. 1978. Vol. 12. P.471-474.

Maass R., Loeffler J. F. Shear-band dynamics in metallic glasses / R. Maass, J. F. Loeffler // Adv. Funct. Mater. 2015. Vol. 25, № 16. P. 2353-2368.

Homer E. R. Examining the initial stages of shear localization in amorphous metals // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2014. Vol. 63. P. 44-53.

Zhao M. Assessing the shear band velocity in metallic glasses using a coupled thermo-mechanical model / M. Zhao, M. Li, Y.-F. Zheng // Philos. Mag. Lett. 2011. Vol. 91, № 11. P. 705-712. Wright W. J. Studies of shear band velocity using spatially and temporally resolved measurements of strain during quasistatic compression of a bulk metallic glass / W. J. Wright [et al.] // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2009. Vol. 57, № 16. P. 4639-4648.

Vinogradov A. On shear band velocity and the detectability of acoustic emission in metallic glasses // Scr. Mater. Acta Materialia Inc., 2010. Vol. 63, № 1. P. 89-92. Brailsford A. D. Effective mass of a dislocation // Phys. Rev. 1966. Vol. 142, № 2. P. 388-391. Pampillo C. A. Flow and fracture in amorphous alloys // J. Mater. Sci. 1975. Vol. 10. P. 11941227.

Klement W. Non-crystalline Structure in Solidifies Gold-Silicon Alloys / W. Klement, R.

H. Willens, P. Duwez // Nature. 1960. Vol. 187, № 4740. P. 869-870.

49. Duwez P. Continuous series of metastable solid solutions in silver-copper alloys / P. Duwez, R. H. Willens, W. Klement // J. Appl. Phys. 1960. Vol. 31. P. 1136-1137.

50. Von Krebs H. Uber die Struktur und Eigenschaften der Halbmetalle. VII.* Neubestimmung der Struktur des glasigen Selens nach verbesserten rontgenographischen Methoden / H. Von Krebs, F. Schultze-Gebhardt // Acta Crystallogr. 1955. Vol. 8. P. 412-419.

51. Masumoto T. The mechanical properties of palladium 20 a/o sillicon alloy quenched from the liquid state / T. Masumoto, R. Maddin // Acta Metall. 1971. Vol. 19. P. 725-741.

52. Chen H. S. Mechanical Properties of Metallic Glasses of Pd-Si-Based Alloys / H. S. Chen, T. T. Wang // J. Appl. Phys. 1970. Vol. 41, № 1970. P. 5338.

53. Leamy H. J. Plastic Flow and Fracture of Metallic Glass / H. J. Leamy, H. S. Chen, T. T. Wang // Metall. Trans. 1972. Vol. 3. P. 699-708.

54. Polk D. E. Flow of melt and glass forms of metallic alloys / D. E. Polk, D. Turnbull // Acta Metall. 1972. Vol. 20. P. 493-498.

55. Pampillo C. A. Comprehensive plastic deformation of a bulk metallic glass / C. A. Pampillo, H. S. Chen // Mater. Sci. Eng. 1974. Vol. 13. P. 181-188.

56. Spaepen F. On the fracture morphology of metallic glasses // Acta Metall. 1975.

57. Pampillo C. A. The fracture topography of metallic glasses / C. A. Pampillo, A. C. Reimschuessel // J. Mater. Sci. 1974. Vol. 9. P. 718-724.

58. Ashby M. A first report on deformation-mechanism maps // Acta Metall. 1972. Vol. 20, № 7. P. 887-897.

59. Spaepen F. A microscopic mechanism for steady state inhomogeneous flow in metallic glasses // Acta Metall. 1976. Vol. 25. P. 407-415.

60. Li J. C. M. Dislocations in Amorphous Metals // Metall. Trans. A. 1985. Vol. 16A. P. 2227-2230.

61. Chaudhari P. Edge and Screw Dislocations in an Amorphous Solid / P. Chaudhari, A. Levi // Phys. Rev. Lett. 1979. Vol. 43, № 20. P. 1517-1520.

62. Morris R. C. Disclination-dislocation model of metallic glass structures // Appl. Phys. 1979. Vol. 50, № 5. P. 3250-3257.

63. Argon A. S. Plastic flow in a disordered bubble raft / A. S. Argon, H. Y. Kuo // Mater. Sci. Eng. 1979. Vol. 39. P. 101-109.

64. Inoue A. Stabilization of a metallic supercooled liquid and bulk amorphous alloys // Acta Mater. 2000. Vol. 48. P. 279-306.

65. Greer A. L. Shear bands in metallic glasses / A. L. Greer, Y. Q. Cheng, E. Ma // Mater. Sci. Eng. R Reports. 2013. Vol. 74. P. 71-132.

66. Hirata A. Geometric frustration of icosahedron in metallic glasses. / A. Hirata [et al.] // Science.

67

68

69

70

71

72

73

74

75

76

77

78

79

80

81

82

83

84

2013. Vol. 341, № 6144. P. 376-379.

Greer A. L. Metallic glasses // Science. 1995. Vol. 267, № 5206. P. 1947-1953. Greer A. L. Metallic glasses...on the threshold // Mater. Today. 2009. Vol. 12, № 1-2. P. 14-22. Prakash B. Abrasive wear behaviour of Fe, Co and Ni based metallic glasses // Wear. 2005. Vol. 258, № 1-4 SPEC. ISS. P. 217-224.

Janik-Czachor M. Chemical reactivity of amorphous alloys // Mater. Sci. Eng. A. 1994. Vol. 179180, № 93. P. 142-146.

Song S. X. Direct measurements of shear band propagation in metallic glasses - An overview /

S. X. Song, T. G. Nieh // Intermetallics. Elsevier Ltd, 2011. Vol. 19, № 12. P. 1968-1977.

Wu F.-F. Size Effect on Shear Fracture and Fragmentation of a Fe57.6Co14.4B19.2Si4.8Nb4 Bulk

M / F.-F. Wu [et al.] // Adv. Eng. Mater. 2008. Vol. 10, № 8. P. 727-730.

Schuster B. E. Bulk and microscale compressive properties of a Pd-based metallic glass /

B. E. Schuster [et al.] // Scr. Mater. 2007. Vol. 57. P. 517-520.

Ye J. C. Atomistic free-volume zones and inelastic deformation of metallic glasses. / J. C. Ye [et al.] // Nat. Mater. 2010. Vol. 9, № 8. P. 619-623.

Volkert C. A. Effect of sample size on deformation in amorphous metals / C. A. Volkert, A. Donohue, F. Spaepen // J. Appl. Phys. 2008. Vol. 103, № 8.

Jang D. Transition from a strong-yet-brittle to a stronger-and-ductile state by size reduction of metallic glasses. / D. Jang, J. R. Greer // Nat. Mater. Nature Publishing Group, 2010. Vol. 9, № 3. P. 215-219.

Pampillo C. A. The strength and fracture characteristics of Fe, Ni-Fe and Ni-base glasses at various

temperatures / C. A. Pampillo, D. E. Polk // Acta Metall. 1974. Vol. 22. P. 741-749.

Chen Y. Collective evolution dynamics of multiple shear bands in bulk metallic glasses / Y. Chen,

M. Q. Jiang, L. H. Dai // Int. J. Plast. Elsevier Ltd, 2013. Vol. 50. P. 18-36.

Jana S. Subsurface deformation during Vickers indentation of bulk metallic glasses / S. Jana [et al.]

// Mater. Sci. Eng. A. 2004. Vol. 375-377, № 1-2 SPEC. ISS. P. 1191-1195.

Keryvin V. Indentation and scratching mechanisms of a ZrCuAlNi bulk metallic glass / V. Keryvin

[et al.] // J. Phys. D. Appl. Phys. 2008. Vol. 41, № 7. P. 74029.

Xie S. Hardness and shear band evolution in bulk metallic glasses after plastic deformation and

annealing / S. Xie, E. P. George // Acta Mater. 2008. Vol. 56, № 18. P. 5202-5213.

Pan C. T. Study of scratching Mg-based BMG using nanoindenter with Berkovich probe /

C. T. Pan [et al.] // Mater. Sci. Eng. A. 2010. Vol. 527, № 9. P. 2342-2349.

Martinez R. Hot rolling of bulk metallic glass in its supercooled liquid region / R. Martinez, G. Kumar, J. Schroers // Scr. Mater. 2008. Vol. 59, № 2. P. 187-190.

Kanungo B. P. Characterization of free volume changes associated with shear band formation in

85

86

87

88

89

90

91

92

93

94

95

96

97

98

99

Zr- and Cu-based bulk metallic glasses / B. P. Kanungo [et al.] // Intermetallics. 2004. Vol. 12, № 10-11. P. 1073-1080.

Bokeloh J. Tracer Measurements of Atomic Diffusion inside Shear Bands of a Bulk Metallic Glass / J. Bokeloh [et al.] // Phys. Rev. Lett. 2011. Vol. 107, № 23. P. 235503.

Штремель М. А. Разрушение. В 2 кн. Кн. 2. Разрушение структур : моногр. / М. А. Штремель - М. : Изд. Дом МИСиС, 2015. - 976 c.

Beachem C. D. Electron Fractographic Studies of Mechanical Fracture Processes in Metals // J. Basic Eng. 1965. Vol. 87, № 2. P. 299.

Zhang Z. F. Fracture mechanisms in bulk metallic glassy materials. / Z. F. Zhang [et al.] // Phys. Rev. Lett. 2003. Vol. 91, № 4. P. 45505.

Qu R. T. Direct observations on the evolution of shear bands into cracks in metallic glass / R. T. Qu [et al.] // J. Mater. Res. 2009. Vol. 24, № 10. P. 3130-3135.

Sun C.-T. The Elastic Stress Field around a Crack Tip / C.-T. Sun, Z. Jin // Fracture Mechanics. Elsevier Science & Technology, 2012. P. 25-75.

Donovan P. E. The structure of shear bands in metallic glasses / P. E. Donovan, W. M. Stobbs // Acta Metall. 1981. Vol. 29, № 8. P. 1419-1436.

Rösner H. Density changes in shear bands of a metallic glass determined by correlative analytical transmission electron microscopy / H. Rösner [et al.] // Ultramicroscopy. Elsevier, 2014. Vol. 142. P. 1-9.

Binkowski I. Sub-micron strain analysis of local stick-slip motion of individual shear bands in a bulk metallic glass / I. Binkowski [et al.] // Appl. Phys. Lett. 2016. Vol. 107, № 22. P. 221902. Song S. X. Flow serration in a Zr-based bulk metallic glass in compression at low strain rates / S. X. Song [et al.] // Intermetallics. 2008. Vol. 16, № 6. P. 813-818.

Штремель М. А. Разрушение. В 2 кн. Кн. 1. Разрешение материала : моногр. / М. А. Штремель - М. : Изд. Дом МИСиС, 2014. - 670 с.

Wright W. J. Experimental evidence for both progressive and simultaneous shear during quasistatic compression of a bulk metallic glass / W. J. Wright [et al.] // J. Appl. Phys. 2016. Vol. 119, № 8.

Louzguine-Luzgin D. V. Evidence of the existence of two deformation stages in bulk metallic glasses / D. V. Louzguine-Luzgin [et al.] // J. Non. Cryst. Solids. Elsevier B.V., 2014. Vol. 396397. P. 20-24.

Sun B. A. The Critical Criterion on Runaway Shear Banding in Metallic Glasses. / B. A. Sun [et al.] // Sci. Rep. Nature Publishing Group, 2016. Vol. 6, № February. P. 21388. Lewandowski J. J. Temperature rise at shear bands in metallic glasses / J. J. Lewandowski, A. L. Greer // Nat. Mater. 2005. Vol. 5, № 1. P. 15-18.

100. Ketov S. V. Localized shear deformation and softening of bulk metallic glass: stress or temperature driven? / S. V. Ketov, D. V. Louzguine-Luzgin // Sci. Rep. 2013. Vol. 3. P. 2798.

101. Miracle D. B. Shear bands in metallic glasses: Size effects on thermal profiles / D. B. Miracle [et al.] // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2011. Vol. 59, № 7. P. 2831-2840.

102. Wadley H. N. G. Acoustic Emission for Materials Processing: a Review / H. N. G. Wadley, R. Mehrabian // Mater. Sci. Eng. 1984. Vol. 65. P. 245-263.

103. Vinogradov A. Kinetics of deformation processes in high-alloyed cast transformation- induced plasticity/twinning-induced plasticity steels determined by acoustic emission and scanning electron microscopy: Influence of austenite stability on deformation mechanisms / A. Vinogradov [et al.] // Acta Mater. 2013. Vol. 61, № 7. P. 2434-2449.

104. Vinogradov A. Effect of grain size on the mechanisms of plastic deformation in wrought Mg - Zn

- Zr alloy revealed by acoustic emission measurements / A. Vinogradov [et al.] // Acta Mater. 2013. Vol. 61, № 6. P. 2044-2056.

105. Khonik V. A. On the nature of homogeneous-inhomogeneous flow transition in metallic glasses: Acoustic emission analysis / V. A. Khonik, V. M. Mikhailov, A. Y. Vinogradov // Scr. Mater. 1997. Vol. 37, № 3. P. 377-383.

106. Vinogradov A. Localized and homogeneous plastic flow in bulk glassy Pd40Cu30Ni10P20: An acoustic emission study / A. Vinogradov, A. Danyuk, V. A. Khonik // J. Appl. Phys. 2013. Vol. 113, № 15. P. 1-8.

107. Khonic V. A. Mechanical relaxations in metallic glasses // Solid State Phenom. 2003. Vol. 89. P. 67-92.

108. Schuh C. Mechanical behavior of amorphous alloys / C. Schuh, T. Hufnagel, U. Ramamurty // Acta Mater. 2007. Vol. 55, № 12. P. 4067-4109.

109. Reynolds O. On the Dilatancy of Media composed of Rigid Particles in Contact // Philos. Mag. Ser. 5. 1885. Vol. 20, № 127. P. 469-481.

110. Rowe P. W. The Stress-Dilatancy Relation for Static Equilibrium of an Assembly of Particles in Contact // Proc. R. Soc. A Math. Phys. Eng. Sci. 1962. Vol. 269, № 1339. P. 500-527.

111. Francois B. Finite width of shear zones / B. Francois, F. Lacombe, H. J. Herrmann // Phys. Rev. E

- Stat. Nonlinear, Soft Matter Phys. 2002. Vol. 65, № 3. P. 1-7.

112. Taylor D. W. Fundamentals of soil mechanics. / D. W. Taylor - New York: John Wiley & Sons Inc., 1948. 700 p.

113. Chen K. Self-organized criticality in a crack-propagation model of earthquakes / K. Chen, P. Bak, S. P. Obukhov // Phys. Rev. A. 1991. Vol. 43, № 2. P. 625-630.

114. Volterra V. Sur l'equilibre des corps elastiques multiplement connexes // Ann. Sci. l'E.N.S. 1907. Vol. 24, № 3. P. 401-517.

115. Taylor G.I. The Mechanism of Plastic Deformation of Crystals. Part I. Theoretical // Proc. R. Soc. A Math. Phys. Eng. Sci. 1934. Vol. 145, № 855. P. 362-387.

116. Cordier P. Disclinations provide the missing mechanism for deforming olivine-rich rocks in the mantle. / P. Cordier [et al.] // Nature. 2014. Vol. 507, № 7490. P. 51-56.

117. Hytch M.J. Measurement of the displacement field of dislocations to 0.03 A by electron microscopy / M.J. Hytch, J.-L. Putaux, J.-M. Penisson // Nature. 2003. Vol. 423. P. 270-273.

118. Levengood W.C. Spiral Dislocations on Glass Fracture Surfaces / W.C. Levengood, T.S. Vong // J. Appl. Phys. 1960. Vol. 31, № 8. P. 1416.

119. Lay S. HRTEM investigation of dislocation interactions in WC // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. Elsevier B.V., 2013. Vol. 41. P. 416-421.

120. Ashby M.F. The dislocated random network: dislocation and disjunctions / M.F. Ashby, J. Logan // Scr. Metall. 1973. Vol. 7, № 5. P. 513-522.

121. Brinkman H.C. Om the theory of liquids // Physica. 1940. Vol. 7, № 8. P. 747-752.

122. Turnbull C. Free-Volume Model of the Amorphous Phase: Glass Transition / C. Turnbull, H. D. Morrel // J. Chem. Phys. 1961. Vol. 34, № 1. P. 120-125.

123. Turnbull D. On the Free-Volume Model of the Liquid-Glass Transition // J. Chem. Phys. 1970. Vol. 52, № 6. P. 3038-3041.

124. Ju J. D. An atomically quantized hierarchy of shear transformation zones in a metallic glass / J. D. Ju [et al.] // J. Appl. Phys. 2011. Vol. 109, № 5. P. 53522.

125. Pan D. Experimental characterization of shear transformation zones for plastic flow of bulk metallic glasses. / D. Pan [et al.] // Proc. Natl. Acad. Sci. U. S. A. 2008. Vol. 105, № 39. P. 1476914772.

126. Liu Z. Y. Yielding and shear banding of metallic glasses / Z. Y. Liu, Y. Yang, C. T. Liu // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2013. Vol. 61, № 16. P. 5928-5936.

127. Шредер М. Фракталы, хаос, степенные законы. Миниатюры из бесконечного рая. / М. Шредер - Ижевск: НИЦ "Регулярная и хаотическая динамика", 2001. - 528 с.

128. Argon A. S. Development of visco-plastic deformation in metallic glasses / A.S. Argon, L.T. Shi // Acta Metall. 1983. Vol. 31, № 4. P. 499-507.

129. Dalla Torre F. H. Shear striations and deformation kinetics in highly deformed Zr-based bulk metallic glasses / F. H. Dalla Torre [et al.] // Acta Mater. 2008. Vol. 56, № 17. P. 4635-4646.

130. Shimizu F. Yield point of metallic glass / F. Shimizu, S. Ogata, J. Li // Acta Mater. 2006. Vol. 54, № 16. P. 4293-4298.

131. Gutenberg B. Magnitude and energy of earthquakes / B. Gutenberg, C. F. Richter // Ann. Geophys. 1956. Vol. 9, № 1. P. 1-15.

132. Omori F. On the aftershocks of earthquakes // J. Coll. Sci. Imp. Univ. Tokyo. 1895. Vol. 7. P. 111-

133. Turcotte D. L. Chaos in geology and geophysics. New York: Cambridge University Press, 1997. 398 p.

134. Bak P. Self-Organized Criticality: An Explanation of 1/f Noise / P. Bak, C. Tang, K. Wiesenfeld // Phys. Rev. Lett. 1987. Vol. 59, № 4. P. 381-384.

135. Ben-Zion Y. Key formulas in earthquake seismology // International handbook of earthquake and engineering seismology. Los Angeles, California, USA: University of Southern California, 2003. Vol. 81B. P. 1857-1875.

136. Aki K. Generation and Propagation of G Waves from the Niigata Earthquake of June 16, 1964. Part 2. Estimation of earthquake moment, released energy, and stress-strain drop from the G wave spectrum. // Bull. Earthq. Res. Inst. 1966. Vol. 44. P. 73-88.

137. Dahmen K. Gutenberg-Richter and characteristic earthquake behavior in simple mean-field models of heterogeneous faults / K. Dahmen, D. Ertas, Y. Ben-Zion // Phys. Rev. E. 1998. Vol. 58, № 2. P. 1494-1501.

138. Wesnousky S. G. The Gutenberg-Richter or characteristic earthquake distribution, which is it? // Bull. Seismol. Soc. Am. 1994. Vol. 84, № 6. P. 1940-1959.

139. Mehta A. P. Universal mean moment rate profiles of earthquake ruptures / A. P. Mehta, K. A. Dahmen, Y. Ben-Zion // Phys. Rev. E - Stat. Nonlinear, Soft Matter Phys. 2006. Vol. 73, № 5. P. 1-8.

140. Antonaglia J. Bulk Metallic Glasses Deform via Slip Avalanches / J. Antonaglia [et al.] // Phys. Rev. Lett. 2014. P. 1-27.

141. Qu R. T. Progressive shear band propagation in metallic glasses under compression / R. T. Qu [et al.] // Acta Mater. 2015. Vol. 91. P. 19-33.

142. Cao A. J. Structural processes that initiate shear localization in metallic glass / A. J. Cao, Y. Q. Cheng, E. Ma // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2009. Vol. 57, № 17. P. 5146-5155.

143. Seleznev M. Shear band diffusion in cold rolled Pd40Ni40P20 bulk metallic glass micro-alloyed with Co / M. Seleznev [et al.] // DPG Spring Meeting. Regensburg, Germany: Deutsche Physikalische Gesellschaft, 2016. P. 346.

144. Селезнев М. Н. Структурные и диффузионные исследования объемных металлических стекол на основе палладия после пластической деформации / Селезнев М. Н. [и др.] // Сборник научных трудов XVI Международной научно-технической уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых. Екатеринбург. 2015. C. 121-124.

145. Селезнев М. Н. Исследование кинетики формирования полос сдвига в металлическом стекле с помощью скоростной видеосъемки / М. Н. Селезнев, А. Ю. Виноградов // Вектор науки Тольяттинского государственного университета. 2013. Т. 25, № 3. С. 256-260.

146. Seleznev M. Note: High-speed optical imaging powered by acoustic emission triggering / M. Seleznev, A. Vinogradov // Rev. Sci. Instrum. 2014. Vol. 85, № 7. P. 76103.

147. Виноградов А. Ю. Универсальный испытательный стенд: пат. 155260 Рос. Федерация: МПК G01N3/20 / А. Ю. Виноградов [и др.] // № 2015111379/28; опубл. 27.09.2015, 5 с.

148. Селезнев М. Н. Использование метода корреляции цифровых изображений для измерения локализованной деформации на примере двойникования магния и полос сдвига в металлическом стекле / М. Н. Селезнев, Е. В. Васильев, А. Ю. Виноградов. // Вектор Науки Тольяттинского государственного университета. 2016. Т. 36. №4. С. 45-51.

149. Vinogradov A. On the limits of acoustic emission detectability for twinning / A. Vinogradov [et al.] // Mater. Lett. Elsevier, 2016. Vol. 183. P. 417-419.

150. Vinogradov А. Characterization of twinning in magnesium alloys by acoustic emission measurements and direct video observations / A. Vinogradov [et al.] // The international conference "Advanced Materials Week-2015." Togliatti - St. Petersburg, Russia: Togliatti State University, 2015. P. 15.

151. Vinogradov A. Kinetics of deformation processes in high-alloyed cast transformation-induced plasticity / twinning-induced plasticity steels determined by acoustic emission and scanning electron microscopy : Influence of austenite stability on deformation mechanisms / A. Vinogradov [et al.] // Acta Mater. 2013. Vol. 61. P. 2434-2449.

152. Vinogradov A. Effect of grain size on the mechanisms of plastic deformation in wrought Mg-Zn-Zr alloy revealed by acoustic emission measurements / A. Vinogradov [et al.] // Acta Mater. 2013. Vol. 61. P. 2044-2056.

153. Shibkov A. A. Acoustic and optical monitoring of Luders band in aluminum-magnesium 5456 alloy / A. A. Shibkov, A. E. Zolotov // Crystallogr. Reports. 2011. Vol. 56, № 1. P. 141-148.

154. Селезнев М. Н. Высокоскоростная видеорегистрация локальных актов деформации в материалах // Сборник научных трудов XV Международной научно-технической уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых. Екатеринбург. 2014. С. 58-61.

155. Niezrecki C. A Review of Digital Image Correlation Applied to Structura Dynamics / C. Niezrecki [et al.] // AIP Conf. Proc. 2010. Vol. 219. P. 219-232.

156. Chu T. C. Applications of Digital Image-Correlation Techniques to Experimental Mechanics / T. C. Chu [et al.] // Experimenral Mech. 1985. P. 232-244.

157. Tong W. An Evaluation of Digital Image Correlation Criteria for Strain Mapping Applications // Strain. 2005. Vol. 41, № 4. P. 167-175.

158. Yilmaz A. The Portevin - Le Chatelier effect: a review of experimental findings // Sci. Technol. Adv. Mater. 2011. Vol. 12. P. 1-16.

159. Tung S. Application of digital-image-correlation techniques in analysing cracked cylindrical pipes

/ S. Tung, C. Sui // Sadhana. 2010. Vol. 35, № 5. P. 557-567.

160. Sousa A. M. R. Processing discontinuous displacement fields by a spatio-temporal derivative technique / A. M. R. Sousa [et al.] // Opt. Lasers Eng. Elsevier, 2011. Vol. 49, № 12. P. 14021412.

161. Hirth J. P. Theory of dislocations. 2nd ed. / J. P. Hirth, J. Lothe - Virginia. : Krieger Publ. Comp., 1982. - 857 p.

162. Zhao C. W. Experimental examination of displacement and strain fields in an edge dislocation core / C. W. Zhao [et al.] // Acta Mater. 2008. Vol. 56, № 11. P. 2570-2575.

163. Donovan P. On dilatation and plastic flow in metallic glasses / P. Donovan, W. Stobbs // Philos. Mag. B. 1983. Vol. 47, № 4. P. 537-546.

164. Pan J. Softening and dilatation in a single shear band / J. Pan [et al.] // Acta Mater. 2011. Vol. 59, № 13. P. 5146-5158.

165. Hirth J. P. Some current topics in dislocation theory // Acta Mater. 2000. Vol. 48, № 1. P. 93-104.

166. Chou Y. T. Stress and dilatation fields of the 111 dislocation in cubic crystals / Y.T. Chou, T.E. Mitchell // J. Appl. Phys. 1967. Vol. 38, № 4. P. 1535-1540.

167. Knesl Z. Volume dilatation caused by dislocations // Czechoslov. J. Phys. B. 1972. Vol. 22. P. 560-565.

168. Clouet E. Dislocation core energies and core fields from first principles / E. Clouet, L. Ventelon, F. Willaime // Phys. Rev. Lett. 2009. Vol. 102, № 5. P. 1-4.

169. Mattern N. Structural behaviour of Pd40Cu30Ni10P20 metallic glass under high pressure / N. Mattern [et al.] // Intermetallics. Elsevier Ltd, 2013. Vol. 38. P. 9-13.

170. Maaß R. A single shear band in a metallic glass: Local core and wide soft zone / R. Maaß [et al.] // Appl. Phys. Lett. 2014. Vol. 105, № 17. P. 8-12.

171. Zebker H. A. On the derivation of coseismic displacement fields using differential radar interferometry: The Landers earthquake / H. A. Zebker [et al.] // J. Geophys. Res. 1994. Vol. 99, № B10. P. 19617.

172. Vinogradov A. Dislocation Characteristics of Shear Bands in Metallic Glasses / A. Vinogradov, M. Seleznev, I. Yasnikov // Scr. Mater. 2017. Vol. 130. P. 138-142.

173. Селезнев М. Н. Измерение поля деформации полосы сдвига в металлическом стекле методом цифровой корреляции изображений / М. Н. Селезнев, А. Ю. Виноградов, И. С. Ясников // Сборник тезисов XIX Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов». Самара. 2015. С. 16.

174. Lazarev A. Comparative analysis of inhomogeneous plastic flow in bulk and ribbon metallic glasses monitored by acoustic emission / A. Lazarev, A. Vinogradov, S. Hashimoto // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2010. Vol. 504. P. S60-S64.

175. Fisher D. S. Collective Transport: From Superconductors to Earthquakes // Phys. Rep. 1997. Vol. 301. P. 113-150.

176. Sun B. A. Serrated flow and stick-slip deformation dynamics in the presence of shear-band interactions for a Zr-based metallic glass / B. A. Sun [et al.] // Acta Mater. 2012. Vol. 60, № 10. P. 4160-4171.

177. Chen H. M. Flow serration and shear-band propagation in bulk metallic glasses / H. M. Chen [et al.] // Appl. Phys. Lett. 2009. Vol. 94, № 14. P. 141914.

178. Ni L. The effective mass of an accelerating dislocation. University of California : PhD Thesis, accepted in 2005 / Luqun Ni. - San Diego, 2005. - 174 p.

179. Boschi E. Body Force , Body Couple and Heat Source Equivalents for Seismic Dislocations // Pure Appl. Geophys. 1973. Vol. 111. P. 2147-2157.

180. Gutkin M. Y. Energy characteristics of edge dislocations in quasicrystals / M. Y. Gutkin, I. A. Ovid'ko // Phys. Solid State. 1997. Vol. 39, № 11. P. 1791-1795.

181. Yazyev O. V. Topological defects in graphene: Dislocations and grain boundaries / O.V. Yazyev, S. G. Louie // Phys. Rev. B - Condens. Matter Mater. Phys. 2010. Vol. 81, № 19. P. 1-7.

182. Mitchell T. E. Dislocations and Mechanical Properties of MgO-Al2O3 Spinel Single Crystals // J. Am. Ceram. Soc. 1999. Vol. 82, № March. P. 3305-3316.

183. Aguilar M. T. P. The Effect of Cyclic Torsion on the Dislocation Structure of Drawn Mild Steel / M. T. P. Aguilar [et al.] // Mater. Res. 2006. Vol. 9, № 3. P. 345-348.

184. Селезнев М. Н. Особенности формирования полос сдвига в металлическом стекле на примере сплава Pd40Cu30Ni10P20 / М. Н. Селезнев, А. Ю. Виноградов // Сборник тезисов докладов X Всероссийской школы-конференции молодых ученых «КоМУ-2013». Ижевск. 2013. C. 78-79.

185. Селезнев М. Н. Исследование кинетики полос сдвига в металлических стеклах методом скоростной видеосъемки // Сборник научных статей XVII Международной научно-технической уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых. - Екатеринбург. - 2016. - С. 270-275.

Чертеж нижнего захвата УИС

Чертеж верхнего захвата УИС

Чертеж оснастки трехточечного изгиба УИС

Основные технические характеристики высокоскоростной видеокамеры Photron FASTCAM SA3

1. Сенсор 12 -разрядный АЦП с размером пикселя 17 мкм

2. Экспозиция Электронная от 16,7 мс до 2 с

3. Крепление объектива F- крепление и С - крепление

4. Память 4 Гб

5. Видео выходы NTSC / PAL композитный VBS (BNC)

6. Управление камерой Gigabit Ethernet

7. Задержка триггера Программируемая задержка на выбранные входные и выходные триггеры, разрешение 100 нс

8. Синхронизация Внутренние часы или внешний источник

9. ЖЮ временной код IRIG / GPS синхронизации записывается в режиме реального времени на каждом кадре

10. Маркировка событий До десяти в режиме реального времени

11. Выбор разрядности записи По выбору пользователя 12-битный (высокий динамический диапазон) или 8-битный (50%-ное увеличение кадра) режим записи

12. Режимы триггера Начало, Конец, Центр, Ручной

13. Ф ормат изображений JPEG, AVI, TIFF, BMP, RAW, PNG, MOV, и FTIF

14. Размеры 120x120x215,8 мм

15. Вес 4,3 кг

Взаимозависимость максимального разрешения, скорости и длительности съемки высокоскоростной видеокамеры Photron FASTCAM SA3

Скорость съемки, кадров в с. Максимальное разрешение, пикселей Длительность записи (12-бит)

Горизонтально Вертикально Время, с Количество кадров

1 000 1,024 1,024 2.72 2 726

1 500 1,024 1,024 1.81 2 726

2 000 1,024 1,024 1.36 2 726

2 500 896 896 1.42 3 561

3 000 896 736 1.44 4 335

5 000 640 544 1.64 8 212

6 000 512 512 1.81 10 906

7 500 512 416 1.78 13 423

10 000 384 352 2.11 21 152

15 000 384 224 2.21 33 239

20 000 256 192 2.90 58 168

25 000 256 144 3.10 77 558

30 000 256 112 3.32 99 718

50 000 256 64 3.49 174 506

60 000 256 48 3.87 232 675

75 000 256 32 4.65 349 013

100 000 384 16 4.65 465 351

120 000 128 16 11.63 1 396 053

Эксплуатационные характеристики оптической пары линза+адаптер в системе «Navitar Zoom 6000»

Линза + адаптер Рабочее расстояние Увеличение Разрешение, микрон Глубина резкости

мин. макс. мин. макс. мин. макс.

0.5x+0.5x 175 0.18 1.13 15.15 4.76 4.13 0.41

0.5x + 1.0x 175 0.35 2.25 15.15 4.76 4.13 0.41

0.5x + 5.0x 175 1.75 11.25 15.15 4.76 4.13 0.41

нет + 0.5x 92 0.35 2.25 7.25 2.35 0.95 0.10

нет + 1.0x 92 0.70 4.50 7.25 2.35 0.95 0.10

нет+ 5.0x 92 3.50 22.50 7.25 2.35 0.95 0.10

1.5x + 0.5x 51 0.53 3.38 4.90 1.57 0.43 0.04

1.5x + 1.0x 51 1.05 6.75 4.90 1.57 0.43 0.04

1.5x + 5.0x 51 5.25 33.75 4.90 1.57 0.43 0.04

2.0x + 0.5x 36 0.70 4.50 3.62 1.17 0.24 0.02

2.0x + 1.0x 36 1.40 9.00 3.62 1.17 0.24 0.02

2.0x + 5.0x 36 7.00 45.00 3.62 1.17 0.24 0.02

Масштаб цифровых изображений, получаемых при съемке системой «Navitar Zoom 6000»

Адаптер Линза Увеличение зум-объектива Масштаб изображения, мкм / пиксель

Камера Pike Камера Photron

1х - 1х 7,59 17,40

2х 4,01 9,18

3х 2,61 6,00

4х 1,90 4,40

1х 2х 1х 3,74 8,57

2х 1,99 4,53

3х 1,29 2,95

4х 0,94 2,16

5х - 1х 1,51 3,44

2х 0,80 1,82

3х 0,52 1,18

4х 0,38 0,86

5х 2х 1х 0,75 1,71

2х 0,40 0,90

3х 0,26 0,59

4х 0,19 0,43

Основные технические характеристики акустико-эмиссионной системы «ЭЯ-2»

Характеристика Значение

Количество каналов регистрации акустико-эмиссионнной информации: 2

Количество каналов регистрации параметрической информации: 3 (расширение до 16)

Разрядность АЦП каналов регистрации АЭ-информации: 12

Разрядность АЦП каналов регистрации параметрической информации: 14

Частота дискретизации АЦП каналов регистрации АЭ-информации: 390кГц - 50 МГц

Частота дискретизации АЦП каналов регистрации параметрической информации: 1 МГц

Размер одного непрерывного кадра АЦП для регистрации АЭ-информации: 4К слов - 128 К слов

Общий коэффициент усиления (плата регистрации с предусилителем М8АЕ-РА010, без учета усилителя встроенного в датчик): до 10000 (80 ав)

Приведенный ко входу шум, не более: 10 мкВ

Диапазон частот регистрации АЭ (при неравномерности 6 дБ): 50 кГц - 1,2 МГц

Чувствительность параметрических каналов: 0.05 В - 10 В

Потребляемая мощность, не более: 250 Вт

Принципиальная схема универсального испытательного стенда (УИС) для механических испытаний образцов с одновременной регистрацией АЭ и высокоскоростной видеосъемкой по триггеру от сигнала акустической эмиссии (АЭ). Для удобства управляющие контуры разделены по цветам: испытательная машина (красный), акустический тракт (синий), видеокамера (зеленый), система освещения

(желтый). Черные стрелки указывают на степени свободы поворота и перемещения

Держатель

Фиксирующий винт

УТВЕРЖДАЮ

Директор НИИПТ Тольяттинского государственного университета

«ПРОСТРАНСТВЕННО-ВРЕМЕННЫЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ ЛОКАЛИЗОВАННОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ОБЪЕМНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СТЕКОЛ»

Комиссия в составе ведущего научного сотрудника Ясникова И.С. и начальника лаборатории Дашока A.B. составили настоящий акт о том, что универсальный испытательный стенд (УИС, патент 155260 РФ опубл. 27.09.2015), разработанный в рамках диссертационной работы «Пространственно-временные закономерности локализованной пластической деформации объемных металлических стекол» Селезнева Михаила Николаевича был внедрен в эксплуатацию в лабораторию прецизионной микроскопии, НИИПТ, ФГБОУ ВО «Тольягтинский государственный университет».

УИС позволяет:

- проводить механические испытания на растяжение, сжатие и изгиб с одновременной высокоскоростной видеозаписью и регистрацией широкополосной акустической эмиссии;

- определять основные физико-механических характеристики материалов: предел прочности, модуль упругости, пластичность, усталость и др.;

- исследовать сильно локализованные во времени (менее 20 миллисекунд) и пространстве (до 1 мкм) процессы деформации в материалах: двойникование, мартенситное превращение, локализация деформации в полосах сдвига, зарождение и рост трещин и т.д.;

- обнаруживать, отслеживать и регистрировать микроструктурные изменения и устанавливать связь между источниками и сигналами акустической эмиссии на всех стадиях деформации и разрушения материалов.

При помощи УИС получены уникальные результаты по исследованию особенностей деформации в материалах (металлические стекла, стали, магниевые сплавы и т.д.), в том числе по программам:

1) Федеральная целевая программа: Соглашение о предоставлении субсидии от 11.11.2015 г. № 14.586.21.0021. Тема: «Физические основы повышения механических свойств перспективных магниевых сплавов».

2) Российский научный фонд, проект № 15-19-30025 «Высокопрочные биорезорбируемые магниевые сплавы с управляемой микроструктурой».

Селезнева Михаила Николаевича

Начальник лаборатории

Ведущий научный сотрудник

Члены комиссии:

(а)

Результаты моделирования полос сдвига винтового типа Полоса сдвига №1

(б)

и/ \

а

Па

М

10 N

со

ю

и

н

е

ч

е

с

0 у

мо

в

о

г

у

р

к

о

п

е

и

-10 н

е

ж

я

р

п

а

Д

360

-126 (а)

и/

+126 нм

Угол обхода радиального сечения ф,

Полоса сдвига №2

30

а

20

ю

и

10 н е

ч

е